CN103534375B - 热冲压成形品、热冲压成形品的制造方法、能量吸收部件及能量吸收部件的制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种热冲压成形品，其具有以下的成分组成：以质量%计含有C：0.002～0.1%、Si：0.01～0.5%、Mn＋Cr：0.5～2.5%、限制为0.1%以下的P、限制为0.01%以下的S、限制为0.05%以下的t-Al及限制为0.005%以下的N，在所述Mn＋Cr为1.0%以上的情况下，含有0.0005～0.004%的B，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，具有以下的金属组织：由以面积率计为0～低于90%的马氏体、10～100%的贝氏体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成的金属组织；或由以面积率计为99.5%～100%的贝氏体铁素体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成的金属组织。

Description

热冲压成形品、热冲压成形品的制造方法、能量吸收部件及能量吸收部件的制造方法

技术领域

本发明涉及局部变形能力优良的热冲压成形品及其制造方法、以及在部件内具有200MPa以上的抗拉强度差的能量吸收部件及其制造方法。

本申请基于2011年5月13日在日本提出的专利申请第2011-108397号公报、2011年5月13日在日本提出的专利申请第2011-108564号公报、2011年9月12日在日本提出的专利申请第2011-198160号公报及2011年9月12日在日本提出的专利申请第2011-198261号公报主张优先权，在此引用其内容。

背景技术

近年来，从保护地球环境的观点出发，为了使汽车车体轻质化而积极进行在汽车车体中应用高强度钢板的研究，所以对钢材所要求的强度越发提高。可是，伴随着钢板强度的提高，加工性劣化，而且需要顾及到形状冻结性。

另一方面，在通常所采用的冲压加工中，成形负载越发提高，冲压能力的提高对于实用化也是一大课题。

在热冲压技术中，在将钢板加热到奥氏体区的高温后实施冲压成形。因此，与室温下实施的通常的冲压加工相比，成形负载被大幅度减低。

此外，在热冲压技术中，与冲压加工同时地在模具内通过冷却进行淬火处理，所以能够得到与钢的C量相应的强度。因此，热冲压技术作为使形状冻结性和强度得以兼顾的技术而引人注目。

专利文献1中记载了用热冲压技术得到具有980MPa以上的抗拉强度的热冲压成形品的方法。可是，用该方法不能得到具有低于980MPa的抗拉强度的热冲压成形品。

专利文献2及专利文献3中记载了有关使用了抗拉强度低的热冲压材料的部件和其制造方法的技术、以及有关应用了该技术的由拼焊板（TailorWeldedBlank）形成的部件的技术。可是，在这些技术中，由于没有顾及到延迟断裂特性及韧性，所以很难说作为部件的性能充分。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2005-097725号公报

专利文献2：日本特开2005-248320号公报

专利文献3：日本特开2006-200020号公报

发明内容

发明要解决的问题

汽车用零件、特别是被称为机架、机件及加强件的零件，根据其作用，分类为（1）冲撞时高效率地吸收能量的零件，（2）确保屈服强度，不变形地传递冲撞时的能量的零件。

特别是，对于机架及机件，所要求的强度越发提高，同时要求具备轴压缩变形和弯曲变形双方的特性的部件。作为实现其的方法，可考虑有效应用热冲压。

也就是说，有必要有效应用拼焊板材，以在热冲压导致的淬火后产生强度差的方式调整钢的成分组成，在部件内构成强度低的部分。

本发明的目的在于，特别是在考虑到轴压缩变形的情况下，以实施上述构成为课题，提供一种具有低于980MPa的抗拉强度的局部变形能力优良的热冲压成形品及其制造方法，以及在部件内具有强度差的能量吸收部件及其制造方法。

用于解决课题的手段

本发明者为达到上述目的进行了锐意研究。其结果是，发现只要使钢的成分组成和热冲压的条件最佳化，就能够通过两者的协同作用达到上述目的。

本发明是基于上述见识而完成的，其要点如下。

（1）本发明的第一方案是一种热冲压成形品，是通过对热冲压用钢板进行热冲压得到的热冲压成形品，其中，具有以下的成分组成：以质量%计含有C：0.002～0.1%、Si：0.01～0.5%、Mn＋Cr：0.5～2.5%、限制为0.1%以下的P、限制为0.01%以下的S、限制为0.05%以下的t-Al及限制为0.005%以下的N，在所述Mn＋Cr为1.0%以上时，含有0.0005～0.004%的B，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；并具有以下的金属组织：由以面积率计为0～低于90%的马氏体、10～100%的贝氏体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成的金属组织；或由以面积率计为99.5%～100%的贝氏体铁素体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成的金属组织。

（2）上述（1）所述的热冲压成形品也可以在表面具有镀层。

（3）在上述（1）或（2）所述的热冲压成形品中，所述成分组成也可以以质量%计进一步含有Ti：0.001～0.1%、Nb：0.001～0.05%、V：0.005～0.1%及Mo：0.02～0.5%的1种以上。

（4）在上述（1）～（3）中任一项所述的热冲压成形品中，在所述Mn＋Cr以质量%计低于1.0%的情况下，也可以进一步含有B：0.0005～0.004%。

（5）本发明的第二方案是一种能量吸收部件，其具备上述（1）～（4）中任一项所述的热冲压成形品、和与所述热冲压成形品接合并具有1180MPa以上的抗拉强度的接合部件；所述热冲压成形品和所述接合部件之间的抗拉强度差为200MPa以上。

（6）本发明的第三方案是一种热冲压成形品制造方法，其具备以下工序：加热工序，其以表面温度达到Ar3点以上且1400℃以下的温度区的方式对板坯进行加热，所述板坯具有以下的成分组成：以质量%计含有C：0.002～0.1%、Si：0.01～0.5%、Mn＋Cr：0.5～2.5%、限制为0.1%以下的P、限制为0.01%以下的S、限制为0.05%以下的t-Al及限制为0.005%以下的N，在所述Mn＋Cr为1.0%以上的情况下，含有0.0005～0.004%的B，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；热轧工序，其在所述表面温度为Ar3点以上且1400℃以下的温度区的状态下，将最终轧制机架及前1个轧制机架的总压下量规定为40%以上，对被加热的所述板坯进行精轧，然后在1秒以内开始冷却，由此制造热轧钢板；卷取工序，其在650℃以下的温度区卷取所述热轧钢板；热冲压工序，其中采用所述热轧钢板作为热冲压用钢板，在将该热冲压用钢板加热至Ac3点以上的温度的状态下利用模具进行成形，在所述模具内，在所述Mn＋Cr低于1.0%的情况下，以超过100℃/秒的冷却速度对所述热冲压用钢板进行冷却，在所述Mn＋Cr为1.0%以上的情况下，以10℃/秒以上且100℃/秒以下的冷却速度对所述热冲压用钢板进行冷却，由此制造具有以下的金属组织的热冲压成形品，所述金属组织是：由以面积率计为0～低于90%的马氏体、10～100%的贝氏体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成的金属组织；或由以面积率计为99.5%～100%的贝氏体铁素体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成的金属组织。

（7）在上述（6）所述的热冲压成形品制造方法中，也可以在所述热冲压工序前进一步具备对所述热轧钢板实施镀敷处理的镀敷工序，在所述热冲压工序中，采用实施了所述镀敷处理的所述热轧钢板作为所述热冲压用钢板。

（8）在上述（6）所述的热冲压成形品制造方法中，也可以在所述热冲压工序前进一步具备对所述热轧钢板实施冷轧，由此制造冷轧钢板的冷轧工序，在所述热冲压工序中，采用所述冷轧钢板作为所述热冲压用钢板。

（9）在上述（6）所述的热冲压成形品制造方法中，也可以在所述热冲压工序前进一步具备以下工序：对所述热轧钢板实施冷轧，由此制造冷轧钢板的冷轧工序，对所述冷轧钢板实施镀敷处理的镀敷处理工序；在所述热冲压工序中，采用实施了所述镀敷处理的所述冷轧钢板作为所述热冲压用钢板。

（10）在上述（6）所述的热冲压成形品制造方法中，也可以在所述热冲压工序前进一步具备以下工序：对所述热轧钢板实施冷轧，由此制造冷轧钢板的冷轧工序，对所述冷轧钢板实施连续退火的连续退火工序；在所述热冲压工序中，采用实施了所述连续退火的所述冷轧钢板作为所述热冲压用钢板。

（11）在上述（6）所述的热冲压成形品制造方法中，也可以在所述热冲压工序前进一步具备以下工序：对所述热轧钢板实施冷轧，由此制造冷轧钢板的冷轧工序，对所述冷轧钢板实施连续退火的连续退火工序，对实施了所述连续退火的所述冷轧钢板实施镀敷处理的镀敷处理工序；在所述热冲压工序中，采用实施了所述连续退火及所述镀敷处理的所述冷轧钢板作为所述热冲压用钢板。

（12）在上述（6）～（11）中任一项所述的热冲压成形品制造方法中，所述板坯也可以以质量%计进一步含有Ti：0.001～0.1%、Nb：0.001～0.05%、V：0.005～0.1%、Mo：0.02～0.5%中的1种以上。

（13）在上述（6）～（12）中任一项所述的热冲压成形品制造方法中，在所述Mn＋Cr以质量%计低于1.0%的情况下，也可以进一步含有B：0.0005～0.004%。

（14）本发明的第四方案是一种能量吸收部件的制造方法，其具备以下工序：接合工序，其将上述（6）～（13）中任一项所述的热冲压用钢板接合在接合用钢板上，制造接合钢板；热冲压工序，其在将所述接合钢板加热至Ac3点以上的温度的状态下利用模具对所述接合钢板进行成形，在所述模具内，在所述Mn＋Cr低于1.0%的情况下，以超过100℃/秒的冷却速度对所述接合钢板进行冷却，在所述Mn＋Cr为1.0%以上的情况下，以10℃/秒以上且100℃/秒以下的冷却速度对所述接合钢板进行冷却，由此使所述接合钢板中的与所述热冲压用钢板对应的部位和与所述接合用钢板对应的部位之间的抗拉强度差为200MPa以上。

发明效果

根据本发明，在有效利用拼焊板制造零件时，对于轴压缩变形部分，能够将热冲压后的强度抑制在低水平，所以能够对零件赋予局部变形能力，其结果是，可制造轴压缩变形时及弯曲变形时的能量吸收特性优良的部件。

附图说明

图1是表示C量与热冲压成形品的抗拉强度的关系的图示。

图2是表示热冲压时的冷却速度与热冲压成形品的抗拉强度的关系的图示。

图3是表示延迟断裂评价用试验片的形状的图示。

图4是表示将背板安装在通过对接合钢板（拼焊板材）进行热冲压成形而得到的帽型接合部件上而成的部件、接合钢板中的焊接线位置、和轴压缩变形时的负载方向的图示。

具体实施方式

首先，对达到完成本发明的实验进行说明。

本发明者着眼于对淬火性施加大的影响的Mn＋Cr量，分别对Mn＋Cr量低的成分组成（低于1.0质量%）和Mn＋Cr量高的成分组成（1.0质量%以上）进行了下述实验。

使用具有表1所示的Mn＋Cr量低于1.0%、且不含硼的成分组成的板厚为1.6mm的冷轧退火板，对按再现热冲压中的热经历的条件、即按加热至900℃后以200℃/秒冷却到室温的条件实施了热处理时的钢的C量与抗拉强度（TS）的关系进行了调査。

此外，使用具有表2所示的Mn＋Cr量为1.0%以上、且不含硼的成分组成的板厚为1.6mm的冷轧退火板，对按再现热冲压中的热经历的条件、即按加热至900℃后以50℃/秒冷却到室温的条件实施了热处理时的钢的C量与抗拉强度（TS）的关系进行了调査。再者，在表2所示的成分组成中，为了即使在与200℃/秒的冷却速度相比较慢地设定的冷却速度（50℃/秒）下也能得到良好的淬火效果，适量添加了硼。

从热处理后的钢板中基于JISZ2241（2011）制作5号试验片，进行拉伸试验。得到的结果见图1。图1中，○表示与表1对应的钢的结果，●表示与表2对应的钢的结果。

从表1、表2及图1得知：要将热冲压后的抗拉强度规定为低于980MPa，需要将钢的C量规定为0.1质量%以下。如果对热冲压后的抗拉强度低于980MPa的试验片的金属组织进行确认，则为由低于90%的马氏体、10%以上的贝氏体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成的金属组织。

另外，使用表1的No.5的钢板及表2的No.5’的钢板，在以10℃/秒的加热速度加热至900℃后保温20秒，然后立即以多种冷却速度冷却到室温。然后，用与上述拉伸试验同样的方法进行拉伸试验，同时调査了与局部变形能力紧密相关的扩孔性。

扩孔性的调査按JISZ2256（2010）中所述的方法进行。也就是说，在钢板上冲裁直径为10mm（d₀）的孔，使用60度的圆锥冲头，以毛边朝外侧的方式进行扩孔，测定裂纹贯通板厚时的孔径（d），以λ（＝（（d－d₀）/d₀）×100）进行评价。

图2中示出热冲压后的冷却速度与抗拉强度的关系。图2中用四边形（Mn＋Cr低于1.0%时为□，Mn＋Cr为1.0%以上时为■）表示被评价为λ≥50%的钢板，用三角形（Mn＋Cr低于1.0%时为△，Mn＋Cr为1.0%以上时为▲）表示被评价为λ＜50%的钢板。

由图2得知：在Mn＋Cr低于1.0%的成分组成（用□及△表示）中，在冷却速度为100℃/秒以下时，组织为“铁素体＋珠光体”或“铁素体＋贝氏体”，因组织内具有硬度差而使扩孔性变差，局部变形能力不足。结果，特别是在轴压缩变形时得不到稳定的变形行为。

此外，在Mn＋Cr低于1.0%的成分组成（用□及△表示）中，如果以超过100℃/秒的冷却速度对钢板进行冷却，则得到包含“贝氏体”、“马氏体”或“贝氏体＋马氏体”的组织，在得到超过450MPa的抗拉强度的同时，λ达到50%以上，因此特别是在轴压缩变形时可得到稳定的变形行为。

另外，由图2得知：在Mn＋Cr为1.0%以上的成分组成（用■及▲表示）中，在冷却速度低于10℃/秒时，组织为“铁素体＋珠光体”或“铁素体＋贝氏体”，因组织内具有硬度差而使扩孔性变差，局部变形能力不足。其结果是，特别是在轴压缩变形时得不到稳定的变形行为。因此，得知：需要将冷却速度的下限规定为10℃/秒，优选规定为30℃/秒。另一方面，得知：如果以超过100℃/秒的冷却速度对钢板进行冷却，则达到超过980MPa的抗拉强度，特别是在轴压缩变形时得不到稳定的变形行为，因此需要将冷却速度的上限规定为100℃/秒，优选规定为70℃/秒。

基于如此的实验事实，本发明者发现：在控制热冲压成形品的成分组成的基础上，通过形成由以面积率计为0～低于90%的马氏体、10～100%的贝氏体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成的金属组织，或由以面积率计为99.5%～100%的贝氏体铁素体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成金属组织，能够对热冲压成形品赋予优良的局部变形能力。以下，按照实施方式对基于如此的见识的本发明进行详细说明。

（第1实施方式）

本发明的第1实施方式是通过对热冲压用钢板进行热冲压而得到的热冲压成形品。

首先，对本实施方式的热冲压成形品的金属组织进行说明。有关金属组织的%意味着面积率。此外，对于各组织，通过对扫描电子显微镜（SEM）照片进行图像解析来算出。

（马氏体：0～低于90%）

本实施方式的热冲压成形品的金属组织含有低于90%的马氏体。在规定为90%以上时，不能将热冲压成形品的抗拉强度抑制在980MPa以下。另一方面，马氏体的面积率也可以为0%。马氏体的面积率优选为85%以下，更优选为80%以下。

（贝氏体：10～100%）

本实施方式的热冲压成形品的金属组织中，除了0～低于90%的马氏体，还含有10%以上且100%以下的贝氏体。马氏体和贝氏体的硬度差小，因此即使在两者混合存在时，也不对扩孔性施加大的不良影响。也就是说，能够得到良好的局部变形能力。在贝氏体低于10%时，作为剩余部分的马氏体提高，因此难以将热冲压成形品的抗拉强度抑制在980MPa以下。所以，贝氏体的面积率的下限优选为15%，更优选为20%。另一方面，贝氏体的面积率的上限优选为100%，但如果考虑到后述的不可避免的混入组织，则也可以规定为99.5%。

（贝氏体铁素体：99.5～100%）

再者，在采用C量为0.01%以下的成分组成的钢的情况下，通过热冲压而析出的渗碳体量不足，所以难以得到贝氏体组织。因而，本实施方式的热冲压成形品的金属组织也可以是实质上由贝氏体铁素体构成的金属组织，即具有99.5%以上的贝氏体铁素体的金属组织。在贝氏体铁素体的面积率低于99.5%时，因与其它组织的硬度差，有扩孔性降低的顾虑，因此将99.5%作为下限。

（不可避免的混入组织：低于0.5%）

本实施方式的热冲压成形品的金属组织中，只要在0.5%以下，则也可以含有铁素体（贝氏体铁素体以外的铁素体）或珠光体等组织。但是，这些组织因与马氏体的硬度差大而对热冲压成形品内赋予硬度差，所以扩孔性差，并涉及到局部变形能力的劣化，因此优选尽量减低。

如此，本实施方式的热冲压成形品具有由以面积率计为0～低于90%的马氏体、10～100%的贝氏体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成的金属组织，或由以面积率计99.5%～100%的贝氏体铁素体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成的金属组织。

接着，对本实施方式的热冲压成形品（及其原材料即板坯）的成分组成进行说明。再者，有关成分组成的%意味着质量%。

（C：0.002～0.1%）

C是决定强度的元素，尤其是对淬火后的强度施加大的影响的元素。在本发明中，由于将热冲压品的抗拉强度规定为低于980MPa，所以将C量的上限规定为0.1%，优选规定为0.06%，更优选规定为0.05%。另一方面，如果脱碳到低碳区，则脱碳成本上升，而且不能在低于980MPa的范围得到所要求的强度，所以将C量的下限规定为0.002%，优选规定为0.005%，更优选规定为0.01%。

（Si：0.01～0.5%）

Si是固溶强化元素，所以添加0.01%以上，但如果添加超过0.5%则镀敷性劣化，因此将0.5%作为上限。Si量的下限优选为0.05%，更优选为0.1%。Si量的上限优选为0.4%，更优选为0.3%。

（Mn＋Cr：0.5～2.5%）

Mn和Cr是为确保淬火性而添加的元素。在Mn＋Cr量低于0.5%时，不能确保充分的淬火性。所以，Mn＋Cr量的下限为0.5%，优选为0.6%，更优选为0.7%。另一方面，在Mn＋Cr量超过2.5%时淬火性提高，不能将抗拉强度抑制在低水平。所以，Mn＋Cr的上限为2.5%，优选为2.3%，更优选为2.0%。

如后述，在Mn＋Cr量低于1.0%时，通过在热冲压时以超过100℃/秒的冷却速度进行冷却，形成由以面积率计为0～低于90%的马氏体、10～100%的贝氏体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成的金属组织，或由以面积率计为99.5%～100%的贝氏体铁素体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成的金属组织。在采用该冷却条件时，为了尽量抑制铁素体的形成，Mn＋Cr量优选为0.9%以下，更优选为0.5%以下。

另一方面，在Mn＋Cr量为1.0%以上时，通过在热冲压时以10℃/秒～100℃/秒的冷却速度进行冷却，形成由以面积率计为0～低于90%的马氏体、10～100%的贝氏体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成的金属组织，或由以面积率计为99.5%～100%的贝氏体铁素体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成的金属组织。在采用该冷却条件时，Mn＋Cr优选为1.4%以上，更优选为1.5%以上。

也可以将Mn量的下限值规定为0.1%，优选规定为0.5%，将上限值规定为1.5%。

也可以将Cr量的下限值规定为0.01%，优选规定为0.2%，将上限值规定为1.5%。

（P：0.1%以下）

P是固溶强化元素，能够比较廉价地提高钢板的强度，但容易在晶界偏析，是在强度高的情况下引起低温脆化的元素。因此，将P量限制为0.1%以下。优选将P量限制为0.020%以下，更优选限制为0.015%以下。P量越少越好，但要减低到低于0.001%，招致脱P成本的上升，所以也可以规定为0.001%以上。

（S：0.01%以下）

S是使热加工性劣化的元素，此外是使钢板的加工性劣化的元素。因此，将S量限制为0.01%以下。优选将S量限制为0.005%以下。S量越少越好，但如果规定为低于0.001%则招致脱硫成本的上升，所以也可以规定为0.001%以上。

（t-Al：0.05%以下）

Al通常是为脱氧而添加的元素。在t-Al量低于0.005%时脱氧不充分，在钢中大量残存氧化物，招致局部变形能力的劣化，所以优选为0.005%以上。另一方面，如果超过0.05%则在钢中大量残存以氧化铝为主体的氧化物，招致局部变形能力的劣化，所以优选为0.05%以下，更优选为0.04%以下。再者，所谓t-Al，意味着总铝。

（N：0.005%以下）

N是越少越好的元素，被限制为0.005%以下。将N量减低至低于0.001%招致精炼成本的上升，所以也可以规定为0.001%以上。另一方面，如果超过0.003%，则生成析出物，使淬火后的韧性劣化，所以优选为0.003%以下。

（在Mn＋Cr为1.0%以上时，B：0.0005～0.004%）

B在Mn＋Cr量为1.0%以上时按0.0005～0.004%的范围添加。通过添加B，在热冲压时以100℃/秒以下的冷却速度进行冷却的情况下，能够确保淬火性。

为了得到添加B的效果，也可以将B量的下限值规定为0.0008%，优选规定为0.0010%。但是，如果B量超过0.004%则添加效果饱和，所以B量的上限为0.004%，优选为0.002%。

再者，如后述，在Mn＋Cr量低于1.0%的情况下，也可以添加B。

本实施方式的热冲压成形品的成分组成中，作为选择性元素，也可以含有选自B、Ti、Nb、V、Mo中的至少1种。也就是说，本发明包含这些元素为0%的情况。

（在Mn＋Cr低于1.0%时，B：0～0.004%）

B是提高淬火性的元素，所以即使在C量少的钢中，也可以为了将组织形成贝氏体或马氏体、确保所要求的强度而添加。

因此，即使在Mn＋Cr低于1.0%时，为了得到添加B的效果，也可以将B量的下限值规定为0.0005%，优选规定为0.0008%或0.0010%。但是，如果B量超过0.004%则添加效果饱和，所以B量的上限为0.004%，优选为0.002%。

（Ti：0～0.1%）

（Nb：0～0.05%）

Ti及Nb是形成微细的碳化物、使热冲压后的原奥氏体粒径微细化的元素。为了得到添加效果，也可以分别将下限值规定为0.001%，优选规定为0.01%。另一方面，过度的添加导致添加效果饱和，制造成本上升。所以，关于Ti量将其上限值规定为0.1%，优选规定为0.08%，关于Nb量，将其上限值规定为0.05%，更优选规定为0.03%。

（V：0～0.1%）

V是通过形成碳化物使组织微细化的元素。在将钢板加热至Ac3点以上时，微细的V碳化物抑制再结晶及晶粒生长使奥氏体粒细粒化，改善韧性。在低于0.005%时得不到添加效果，因此也可以将V的下限值规定为0.005%，优选规定为0.01%。另一方面，如果V量超过0.1%则添加效果饱和，而且制造成本上升。所以，将V量的上限值规定为0.1%，更优选规定为0.07%。

（Mo：0～0.5%）

Mo也与Ti、Nb及V同样，是在将钢板加热至Ac3点以上时，通过形成微细的碳化物而抑制再结晶及晶粒生长，使奥氏体粒细粒化、改善韧性的元素。在低于0.02%时得不到添加效果，所以也可以将Mo量的下限规定为0.02%，优选规定为0.08%。另一方面，如果超过0.5%则添加效果饱和，而且制造成本上升，所以将Mo量的上限规定为0.5%，优选规定为0.3%。

再者，本发明的热冲压成形品也可以在不损害本发明的效果的范围内含有在炼钢阶段中从废金属等中混入的Cu、Sn、Ni等。此外，也可以在不损害本发明的效果的范围内，含有作为脱氧元素使用的Ca或包含Ce等的REM。具体地讲，作为不可避免的杂质，也可以含有0.1%以下的Cu、0.02%以下的Sn、0.1%以下的Ni、0.01%以下的Ca、0.01%的REM。

以下，对本实施方式的热冲压成形品的制造方法进行详细说明。

本实施方式的热冲压成形品的制造方法至少具有加热工序、热轧工序及热冲压工序。也就是说，通过适当地控制加热条件、热轧条件及热冲压条件，可形成由以面积率计为0～低于90%的马氏体、10～100%的贝氏体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成的金属组织，或由以面积率计为99.5%～100%的贝氏体铁素体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成的金属组织。

（加热工序）

在加热工序中，以表面温度达到Ar3点以上且1400℃以下的温度区的方式对具有上述成分组成的板坯进行加热。这是因为从确保所要求的延迟断裂特性及韧性的观点出发，热冲压后得到的原奥氏体粒径需要尽量减小。也就是说，为了使热轧板阶段的组织微细化，将加热温度规定为1400℃以下。优选为1250℃以下。另一方面，在将表面温度规定为超过1400℃时，轧制性恶化，所以将1400℃作为上限。

再者，供于热轧的钢坯的制造方法并不限定于连续铸造方法。能够采用通常的连续铸造方法或铸造厚100mm以下的薄板坯的方法。

（热轧工序）

在热轧工序中，以表面温度为Ar3点以上且1400℃以下的温度区的状态，将最终轧制机架及前1个轧制机架的总压下量规定40%以上，对加热的板坯进行精轧，然后在1秒以内开始冷却。由此，制造用作热冲压钢板的热轧钢板。

（卷取工序）

在卷取工序中，在650℃以下的温度区卷取所述热轧钢板。在超过650℃的温度区卷取时，卷取后容易产生卷变形（卷压曲），所以将此作为上限。

再者，如果在低于400℃下卷取则热轧板强度过高，所以卷取温度优选为400℃以上，也可以在低于400℃下卷取后，为了软质化进行再加热。

（热冲压工序）

在热冲压工序中，使用上述的热轧钢板作为热冲压用钢板，以加热至Ac3点以上的温度的状态利用模具对该热冲压用钢板进行成形。而且，在该模具内，在所述Mn＋Cr低于1.0%的情况下，以超过100℃/秒的冷却速度对所述热冲压用钢板进行冷却，在所述Mn＋Cr为1.0%以上的情况下，以10℃/秒以上且100℃/秒以下的冷却速度对所述热冲压用钢板进行冷却。通过按如此的温度条件进行热冲压，可制造具有由以面积率计为0～低于90%的马氏体、10～100%的贝氏体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成的金属组织、或由以面积率计为99.5%～100%的贝氏体铁素体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成的金属组织的热冲压成形品。

此外，除采用热轧钢板作为热冲压用钢板以外，也可以采用通过对热轧钢板适宜实施冷轧、退火、镀敷处理等而得到的各种钢板作为热冲压用钢板。冷轧、退火及镀敷的各条件没有特别的规定，可以为通常的条件。冷轧只要按通常的冷轧压下率的范围、例如按40～80%实施即可。镀敷在热轧后、冷轧后或再结晶退火后实施，但加热条件或冷却条件没有特别的规定。镀敷主要优选镀Zn或镀Al。关于镀Zn，可以进行合金化处理，也可以不进行。关于镀Al，即使在镀液中含有Si也不影响本发明。为了适当地调整形状，最好对热轧钢板、冷轧钢板、退火钢板及镀覆钢板适宜实施调质轧制。

在热冲压工序中，将热冲压用钢板加热至Ac3点以上。如果加热温度低于Ac3点，则部分地产生未奥氏体化的区域。由于在该区域不生成贝氏体或马氏体，所以不能在整个钢板中得到充分的强度。

但是，加热温度对原奥氏体粒径的影响大，如果加热温度超过950℃，则原奥氏体粒径粗大化，所以加热温度优选为950℃以下。

此外，加热时间优选为5～600秒。在加热时间低于5秒时，碳化物的再溶解不充分，难确保足够的用于确保强度的量的固溶C。另一方面，如果加热时间超过600秒，则原奥氏体粒径粗大化，局部变形能力容易下降。

在Mn＋Cr量低于1.0%的情况下，热冲压时的冷却以超过100℃/秒的冷却速度进行。因为如果冷却速度为100℃/秒以下，则生成铁素体或珠光体，得不到均匀的组织，得不到50%以上的λ，使局部变形能力劣化。

另一方面，在Mn＋Cr量为1.0%以上的情况下，热冲压时的冷却以10～100℃/秒的冷却速度进行。因为在冷却速度低于10℃/秒时，生成铁素体或珠光体，得不到均匀的组织，得不到50%以上的λ，使局部变形能力劣化。优选为25℃/秒以上。如果冷却速度超过100℃/秒，则有时抗拉强度超过980MPa，所以冷却速度将100℃/秒作为上限。优选为85℃/秒以下。

再者，加热后的冷却有必要从超过Ar3点的温度开始进行。如果从Ar3点以下的温度开始冷却，则生成铁素体，得不到均匀的组织，使λ降低，局部变形能力劣化。

（第2实施方式）

本发明的第2实施方式是具有相当于第1实施方式所述的热冲压成形品的低于980MPa的压曲变形部位和具有1180MPa以上的抗拉强度的变形抑制部位的能量吸收部件。也就是说，在该能量吸收部件中，将压曲变形部位和变形抑制部位之间的抗拉强度差设计为200MPa以上。

如此的能量吸收部件即使在汽车零件中也适用于例如前车架这样的特别是伴有轴压缩变形的部件、和中柱下部这样的在弯曲变形部也要求某种程度的扁平变形的部件。伴有轴压缩变形的部件由通过压曲变形的能量吸收部分（与热冲压用钢板对应的部位）和上弯（kick-up）部这样的极力抑制变形的部分（与接合用钢板对应的部位）构成。

为了以紧凑模式进行变形，压曲变形部（与热冲压用钢板对应的部位）的抗拉强度比变形抑制部（与接合用钢板对应的部位）低200MPa以上。即使在要求扁平变形的部件中，为了在弯曲变形部进行扁平变形，也优选低于980MPa的抗拉强度。

本实施方式的能量吸收部件可使用通过将接合用钢板接合在第1实施方式所述的热轧钢板、冷轧钢板、退火钢板、镀覆钢板等热冲压用钢板上而得到的接合钢板作为热冲压用钢板，通过进行热冲压处理来得到。

也就是说，本实施方式的能量吸收部件可通过以下步骤进行制造。

（1）以表面温度达到Ar3点以上且1400℃以下的温度区的方式对具有第1实施方式所述的成分组成的板坯进行加热；

（2）以表面温度为Ar3点以上且1400℃以下的温度区的状态，将最终轧制机架及前1个轧制机架的总压下量规定40%以上，对被加热的板坯进行精轧，然后在1秒以内开始冷却，由此制造热轧钢板；

（3）在650℃以下的温度区卷取热轧钢板；

（4）通过将热轧钢板接合在接合用钢板上制造接合钢板；

（5）以将接合钢板加热至Ac3点以上的温度的状态利用模具进行成形；

（6）在模具内，在Mn＋Cr低于1.0%的情况下，以超过100℃/秒的冷却速度对接合钢板进行冷却，在Mn＋Cr为1.0%以上的情况下，以10℃/秒以上且100℃/秒以下的冷却速度对接合钢板进行冷却，由此形成由以面积率计为0～低于90%的马氏体、10～100%的贝氏体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成的金属组织，或由以面积率计为99.5%～100%的贝氏体铁素体和低于0.5%的不可避免的混入组织构成的金属组织。此外，上述接合钢板也可以使用将通过对热轧钢板实施冷轧处理、连续退火处理、镀敷处理中的任1种以上而得到的钢板与接合用钢板接合而成的钢板。

实施例

接着，对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例子，本发明并不限定于该一个条件例子。本发明可在不脱离本发明的要点、达到本发明的目的的范围内采用多种条件。

（实施例α1）

在将具有表3所示的成分组成的钢水从转炉出钢、形成板坯后，按本发明的热轧条件（加热温度：1220℃、精轧温度：870℃、最终轧制机架及前1个轧制机架的总压下量：65%、精轧结束后到开始冷却的时间：1秒、卷取温度：630℃）实施热轧，形成板厚3mm的热轧钢板。

通过冷轧将热轧钢板制成1.4mm的冷轧钢板，然后，按表4所示的条件实施连续退火、或退火和退火后的镀敷处理。将镀敷处理规定为热浸镀锌（GI（无合金化处理）/GA（有合金化处理））或含10%的Si的热浸镀铝（Al）。再者，在退火后或镀敷处理后，以表4所示的压下量实施表皮光轧。

关于冷轧退火钢板及镀Al钢板，在用加热炉加热至900℃后，夹在具有从表面喷出水的给水口和吸入该水的排水口的模具中，以200℃/秒的冷却速度冷却到室温，模拟热冲压中的热经历。

对GI钢板及GA钢板，通过通电加热以100℃/秒的加热速度加热至870℃，然后在保温5秒钟左右后空冷到Ar3点＋10℃，同样，夹在具有从表面喷出水的给水口和吸入该水的排水口的模具中，以200℃/秒的冷却速度冷却到室温，模拟热冲压中的热经历。

热处理后的抗拉强度通过基于JISZ2241（2011）制作5号试验片，进行拉伸试验来评价。局部变形能力按上述的JISZ2256（2010）所述的方法调查扩孔性，按λ进行评价。将λ为50%以上规定为合格（OK）。还一并实施了延迟断裂特性和低温韧性的评价。

关于延迟断裂特性，使用图3所示的V型缺口试验片，在室温下在通过将硫代氰酸铵3g/l溶于3%食盐水中而成的水溶液中浸渍100小时，按施加0.7TS（热处理后）的负载的状态下的断裂的有无进行评价（无断裂：OK、有断裂：NG）。

关于低温脆性，在－40℃下进行夏氏试验，将得到50%以上的延性断口率的情况规定为合格（OK），将低于50%的情况规定为不合格（NG）。

得到的结果一并见表4。在按照本发明的发明钢（A-1钢～K-1钢）中，得到了TS：490～980MPa和优良的局部变形能力，而且延迟断裂特性及低温韧性也无问题。

在C量低的不符合本发明的范围的L-1钢中，相当于热冲压的热处理后的抗拉强度低。在C量高的不符合本发明的范围的M-1钢中，抗拉强度超过1180MPa，轴压缩变形时的压曲变形不稳定，会担心能量吸收特性的下降。

在Si量超过本发明的范围的N-1钢或Mn＋Cr量低而不符合本发明的范围的O-1钢中，因生成铁素体而使组织不均匀，所以λ低于50%。因此，担心由局部变形能力的下降而导致的能量吸收特性的下降。再者，在N-1钢中，Si量高，不符合本发明的范围，所以镀敷性差。

（实施例α2）

对于表3所示的K-1钢，按本发明的范围的热轧条件（加热温度：1250℃、精轧温度：880℃、最终轧制机架及前1个轧制机架的总压下量：60%、精轧结束后到开始冷却的时间：0.8秒、卷取温度：550℃），形成板厚2mm的热轧钢板，然后实施酸洗。

对于酸洗后的钢板，用加热炉加热至880℃，接着，夹在具有从表面喷出水的给水口和吸入该水的排水口的模具中，以多种冷却速度冷却到室温，模拟热冲压中的热经历。另外，在对酸洗后的钢板实施了镀锌（GI、GA），或实施了含10%的Si的热浸镀铝后，实施同样的加热-冷却处理。

此外，对表3所示的K-1钢，按本发明的范围的热轧条件（加热温度：1250℃、精轧温度：890℃、最终轧制机架及前1个轧制机架的总压下量：45%、精轧结束后到开始冷却的时间：0.5秒、卷取温度：500℃），形成板厚3.2mm的热轧钢板，酸洗后，以50%的冷轧率形成1.6mm的冷轧钢板。

关于冷轧钢板，用加热炉加热至900℃，接着，夹在具有从表面喷出水的给水口和吸入该水的排水口的模具中，以多种冷却速度冷却到室温，模拟热冲压中的热经历。

关于对冷轧钢板实施了镀锌（GI、GA）的钢板，在通过通电加热用5秒钟加热至870℃后，保温5秒钟左右后空冷到650℃，接着，夹在具有从表面喷出水的给水口和吸入该水的排水口的模具中，以多种冷却速度冷却到室温，模拟热冲压中的热经历。

对于实施了含10%的Si的热浸镀铝的钢板，也实施同样的加热-冷却处理。再者，在热轧后、退火后或镀敷处理后，以表4所示的压下量实施表皮光轧。与实施例α1同样地对得到的钢板的材质特性进行了评价。结果见表5。

在按照发明法的方法a、方法b、方法c、方法d、方法f、方法g、方法ｈ及方法i的例子中，得到了优良的局部变形能力，而且延迟断裂特性及低温韧性也无问题。

另一方面，在冷却速度低不符合本发明的范围的方法e及方法ｊ的例子中，在热处理后的组织中生成铁素体和珠光体，因此不仅热冲压后的强度低，而且λ低于50%，担心由局部变形能力的下降而导致的能量吸收特性的下降。

（实施例α3）

为了通过热冲压制作图4所示的形状的部件，在轴压缩变形部分1按实施例α1配置发明钢的I-1钢或比较钢的O-1钢，在热冲压后的抗拉强度≥1180MPa的部分2，配置以质量%计0.21%C-0.2%Si-1.4%Mn-0.0025%B的厚1.4mm的冷轧板，将两钢板在激光焊接部3的位置上进行激光焊接。

在将这些焊接部件用电炉加热至900℃，保温60秒后，夹在具有从表面喷出水的给水口和吸入该水的排水口的模具中，同时进行冲压成形和冷却，制作图4所示的形状的部件。然后，配置抗拉强度为590MPa的背板4，通过点焊进行接合。

从上述部件1及2中制作小型拉伸试验片，通过拉伸试验测定了抗拉强度。其结果是，在相当于上述部件1的部位使用I-1钢时为880MPa，在使用O-1钢时为520MPa。另一方面，相当于上述部件2的部位的抗拉强度为1510MPa。

对图4所示的部件进行落锤冲击试验。对图4所示的部件，从图4所示的轴压缩变形时的负载方向5的方向，在150kg的载荷下以15m/秒的速度施加变形。在使用了发明钢的I-1钢的部件中未发生裂纹地压曲变形，而在使用比较钢的O-1钢的部件中，在压曲变形部发生了裂纹，能量吸收量减小。

（实施例α4）

在通过热冲压制作图4所示的形状的部件时，使用实施例α1中的发明钢的A-1钢及H-1钢。在将上述部件加热至950℃，保温60秒后，与实施例α3同样地，夹在具有从表面喷出水的给水口和吸入该水的排水口的模具中，同时实施冲压成形和冷却。

为了评价上述部件的变形行为，进行落锤冲击试验。关于轴压缩变形，从图4所示的轴压缩变形时的负载方向5的方向，以15m/秒的速度施加150kg的载荷。关于弯曲变形，从弯曲变形时的负载方向6的方向，以5m/秒的速度对部件施加变形。确认所有部件无论在哪种变形模式中都无断裂地变形，具有充分的能量吸收能。

（实施例β1）

在将具有表6所示的成分组成的钢水从转炉出钢、形成板坯后，按本发明的热轧条件（加热温度：1220℃、精轧温度：870℃、最终轧制机架及前1个轧制机架的总压下量：65%、精轧结束后到开始冷却的时间：1秒、卷取温度：630℃）实施热轧，形成板厚3mm的热轧钢板。

通过冷轧将热轧钢板形成1.4mm的冷轧钢板，然后，按表7所示的条件实施连续退火、或退火和退火后的镀敷处理。将镀敷处理规定为热浸镀锌（GI（无合金化处理）/GA（有合金化处理））、或含10%的Si的热浸镀铝（Al）。再者，在退火后或镀敷处理后，以表7所示的压下量实施表皮光轧。

对于冷轧及退火钢板及镀Al钢板，在用加热炉加热至900℃后，夹在模具中，以50℃/秒的冷却速度冷却到室温，模拟热冲压中的热经历。

对GI钢板及GA钢板，通过通电加热以100℃/秒的加热速度加热至870℃，然后，在保温5秒钟左右后空冷到Ar3点＋10℃，同样，夹在模具中，以50℃/秒的冷却速度冷却到室温，模拟热冲压中的热经历。

关于热处理后的抗拉强度，通过基于JISZ2241（2011）制作5号试验片，进行拉伸试验来评价。关于局部变形能力，用上述的JISZ2256（2010）所述的方法调查了扩孔性，按λ进行了评价，将λ为50%以上的规定为合格（OK）。并一并实施了延迟断裂特性和低温韧性的评价。

关于延迟断裂特性，使用图3所示的V缺口试验片，在室温下，在将硫代氰酸铵3g/l溶于3%食盐水而成的水溶液中将试验片浸渍100小时，按施加0.7TS（热处理后）的负载的状态下的断裂的有无进行判定（无断裂：OK、有断裂：NG）。

关于低温脆性，在－40℃进行夏氏试验，将得到50%以上的延性断口率的情况规定为合格（OK），将低于50%的情况规定为不合格（NG）。

得到的结果一并见表7。在按照本发明的发明钢（A-2钢～K-2钢）中，得到了TS：490～980MPa和优良的局部变形能力，而且延迟断裂特性及低温韧性也无问题。

在C量低的不符合本发明的范围的L-2钢中，相当于热冲压的热处理后的抗拉强度低。在C量高的不符合本发明的范围的M-2钢中，抗拉强度超过1180MPa，轴压缩变形时的压曲变形不稳定，担心能量吸收特性的下降。

在Si量超过本发明的范围的N-2钢、从50℃/秒的冷却速度来看Mn＋Cr量低的O-2钢、以及Mn＋Cr量为1.0%以上且没有添加B的P-2钢中，因生成铁素体而使组织不均匀，所以λ低于50%。因此，担心由局部变形能力的下降而导致的能量吸收特性的下降。再者，在M-2钢中，由于Si量高，不符合本发明的范围，所以镀敷性差。

（实施例β2）

关于表6所示的K-2钢，按本发明的范围的热轧条件（加热温度：1250℃、精轧温度：880℃、最终轧制机架及前1个轧制机架的总压下量：60%、精轧结束后到开始冷却的时间：0.8秒、卷取温度：550℃），形成板厚2mm的热轧钢板，然后实施酸洗。

对于酸洗后的钢板，用加热炉加热至880℃，接着，夹在模具中，以多种冷却速度冷却到室温，模拟热冲压中的热经历。另外，在对酸洗后的钢板实施了镀锌（GI、GA），或含10%的Si的热浸镀铝后，实施同样的加热-冷却处理。

此外，关于表7所示的K-2钢，按本发明的范围的热轧条件（加热温度：1250℃、精轧温度：890℃、最终轧制机架及前1个轧制机架的总压下量：45%、精轧结束后到开始冷却的时间：0.5秒、卷取温度：500℃），形成板厚3.2mm的热轧钢板，酸洗后，以50%的冷轧率形成1.6mm的冷轧钢板。

对于冷轧钢板，用加热炉加热至900℃，接着，夹在模具中，以多种冷却速度冷却到室温，模拟热冲压中的热经历。另外，关于实施了镀锌（GI、GA）的钢板，在通过通电加热用5秒钟加热至870℃，保温5秒钟左右后，空冷到650℃，夹在模具中，以多种冷却速度量冷到室温，模拟热冲压中的热经历。

对于实施了含10%的Si的热浸镀铝的钢板，在用加热炉加热至880℃后，夹在模具中，以多种冷却速度冷却到室温，模拟热冲压中的热经历。再者，在热轧后、退火后或镀敷处理后，以表8所示的压下量实施表皮光轧。

与实施例β1同样地对得到的钢板的材质特性进行评价。得到的结果见表8。

在按照发明法的方法a’、方法b’、方法c’、方法d’、方法f’、方法g’、方法h’及方法i’的例子中，得到了优良的局部变形能力，而且延迟断裂特性及低温韧性也没有问题。

另一方面，在冷却速度低不符合本发明的范围的方法e’及方法ｊ’的例子中，在热处理后的组织中生成铁素体和珠光体，所以不仅热冲压后的强度低，而且λ低于50%，担心由局部变形能力的下降而导致的能量吸收特性的下降。

（实施例β3）

为了通过热冲压制作图4所示的形状的部件，在轴压缩变形部分1按实施例β1配置发明钢的I-2钢或比较钢的O-2钢的钢板，在热冲压后的抗拉强度≥1180MPa的部分2配置以质量%计为0.21%C-0.2%Si-2.4%Mn-0.0025%B的板厚1.4mm的冷轧钢板，将两钢板在激光焊接部3的位置上进行激光焊接。

将这些焊接部件用电炉加热至900℃，在保温60秒后，夹在模具中同时进行冲压成形和冷却，制作图4所示的形状的部件。然后，配置抗拉强度为590MPa的背板4，通过点焊进行接合。

从上述部件1及2中制作小型拉伸试验片，通过拉伸试验测定了抗拉强度。其结果是，在相当于上述部件1的部分使用I-2钢时为880MPa，在使用O-2钢时为520MPa。另一方面，相当于上述部件2的部分2的抗拉强度为1510MPa。所以，热冲压后的抗拉强度差（ΔTS）为200MPa以上。

对图4所示的部件进行落锤冲击试验。对图4所示的部件，从图4所示的轴压缩变形时的负载方向5的方向，在150kg的载荷下以15m/秒的速度施加变形。在使用发明钢的I-2钢的部件中，未发生裂纹地进行了压曲变形，但在使用比较钢的O-2钢的部件中，因生成铁素体和贝氏体，金属组织不均匀，因此在压曲变形部发生裂纹，能量吸收量减小。

（实施例β4）

在通过热冲压制作图4所示的形状的部件时，使用实施例β1中的发明钢的A-2钢及H-2钢。将上述部件的钢板加热至950℃，在保温60秒后，与实施例β3同样地夹在模具中，同时实施冲压成形和冷却。

为了评价上述部件的变形行为，进行落锤冲击试验。关于轴压缩变形，从图4所示的轴压缩变形时的负载方向5的方向，以15m/秒地速度施加150kg的载荷。关于弯曲变形，从弯曲变形时的负载方向6的方向，以5m/秒的速度对部件施加变形。确认所有部件无论在哪种变形模式中都无断裂地变形，具有充分的能量吸收能。

工业上的可利用性

如前所述，根据本发明，在有效利用拼焊板制造零件时，对于轴压缩变形部分，能够将热冲压后的强度抑制在低水平，所以能够对零件赋予局部变形能力，其结果是，能够制造轴压缩变形时及弯曲变形时的能量吸收特性优良的部件。因而，本发明在机械零件制造产业中的可利用性高。

符号说明

1―轴压缩变形部分

2―热冲压后的抗拉强度≥1180MPa的部分

3―激光焊接部

4―背板

5―轴压缩变形时的负载方向

6―弯曲变形时的负载方向

Claims (16)

1.一种热冲压成形品，其特征在于，是通过对热冲压用钢板进行热冲压而得到的热冲压成形品，具有以下的成分组成：

以质量％计含有C：0.002～0.1％、Si：0.01～0.5％、Mn+Cr：0.5％～低于1.0％、限制为0.1％以下的P、限制为0.01％以下的S、限制为0.05％以下的t-Al及限制为0.005％以下的N，

剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；

通过将热冲压时的冷却速度设定为超过100℃/秒进行冷却，从而具有以下的金属组织：由以面积率计为0～低于90％的马氏体、10～100％的贝氏体和低于0.5％的不可避免的混入组织构成的金属组织；或由以面积率计为99.5％～100％的贝氏体铁素体和低于0.5％的不可避免的混入组织构成的金属组织；且基于JISZ2256(2010)得到的λ为50％以上。

2.根据权利要求1所述的热冲压成形品，其特征在于，在表面具有镀层。

3.根据权利要求1所述的热冲压成形品，其特征在于，所述成分组成以质量％计进一步含有以下元素中的1种以上：

Ti：0.001～0.1％、

Nb：0.001～0.05％、

V：0.005～0.1％、及

Mo：0.02～0.5％。

4.根据权利要求1所述的热冲压成形品，其特征在于，进一步含有B：0.0005～0.004％。

5.根据权利要求1所述的热冲压成形品，其特征在于，在所述成分组成中，Nb的含量以质量％计为0.002％以下。

6.一种能量吸收部件，其特征在于，具备：

权利要求1～5中任一项所述的热冲压成形品、

和与所述热冲压成形品接合、且具有1180MPa以上的抗拉强度的接合部件；

所述热冲压成形品与所述接合部件之间的抗拉强度差为200MPa以上。

7.一种热冲压成形品制造方法，其特征在于，具备以下工序：

加热工序，其以表面温度达到Ar₃点以上且1400℃以下的温度区的方式对板坯进行加热，所述板坯具有以下的成分组成：以质量％计含有C：0.002～0.1％、Si：0.01～0.5％、Mn+Cr：0.5％～低于1.0％、限制为0.1％以下的P、限制为0.01％以下的S、限制为0.05％以下的t-Al及限制为0.005％以下的N，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；

热轧工序，其在所述表面温度为Ar₃点以上且1400℃以下的温度区的状态下，将最终轧制机架及前1个轧制机架的总压下量规定为40％以上，对被加热的所述板坯进行精轧，然后在1秒以内开始冷却，由此制造热轧钢板；

卷取工序，其在650℃以下的温度区卷取所述热轧钢板；

热冲压工序，其采用所述热轧钢板作为热冲压用钢板，在将该热冲压用钢板加热至Ac₃点以上的温度的状态下利用模具进行成形，在所述模具内，以超过100℃/秒的冷却速度对所述热冲压用钢板进行冷却，由此制造具有以下的金属组织的热冲压成形品，所述金属组织是：由以面积率计为0～低于90％的马氏体、10～100％的贝氏体和低于0.5％的不可避免的混入组织构成的金属组织，或由以面积率计为99.5％～100％的贝氏体铁素体和低于0.5％的不可避免的混入组织构成的金属组织。

8.根据权利要求7所述的热冲压成形品制造方法，其特征在于，在所述热冲压工序前，进一步具备对所述热轧钢板实施镀敷处理的镀敷工序，

在所述热冲压工序中，采用实施了所述镀敷处理的所述热轧钢板作为所述热冲压用钢板。

9.根据权利要求7所述的热冲压成形品制造方法，其特征在于，在所述热冲压工序前，进一步具备对所述热轧钢板实施冷轧、由此制造冷轧钢板的冷轧工序，

在所述热冲压工序中，采用所述冷轧钢板作为所述热冲压用钢板。

10.根据权利要求7所述的热冲压成形品制造方法，其特征在于，在所述热冲压工序前，进一步具备以下工序：

对所述热轧钢板实施冷轧，由此制造冷轧钢板的冷轧工序，

对所述冷轧钢板实施镀敷处理的镀敷处理工序；

在所述热冲压工序中，采用实施了所述镀敷处理的所述冷轧钢板作为所述热冲压用钢板。

11.根据权利要求7所述的热冲压成形品制造方法，其特征在于，在所述热冲压工序前，进一步具备以下工序：

对所述热轧钢板实施冷轧，由此制造冷轧钢板的冷轧工序，

对所述冷轧钢板实施连续退火的连续退火工序；

在所述热冲压工序中，采用实施了所述连续退火的所述冷轧钢板作为所述热冲压用钢板。

12.根据权利要求7所述的热冲压成形品制造方法，其特征在于，在所述热冲压工序前，进一步具备以下工序：

对所述热轧钢板实施冷轧，由此制造冷轧钢板的冷轧工序，

对所述冷轧钢板实施连续退火的连续退火工序，

对实施了所述连续退火的所述冷轧钢板实施镀敷处理的镀敷处理工序；

在所述热冲压工序中，采用实施了所述连续退火及所述镀敷处理的所述冷轧钢板作为所述热冲压用钢板。

13.根据权利要求7所述的热冲压成形品制造方法，其特征在于，所述板坯以质量％计进一步含有Ti：0.001～0.1％、Nb：0.001～0.05％、V：0.005～0.1％、Mo：0.02～0.5％中的1种以上。

14.根据权利要求7所述的热冲压成形品制造方法，其特征在于，进一步含有B：0.0005～0.004％。

15.根据权利要求7所述的热冲压成形品制造方法，其特征在于，在所述板坯中，Nb的含量以质量％计为0.002％以下。

16.一种能量吸收部件的制造方法，其特征在于，具备以下工序：

接合工序，其将权利要求7～15中任一项所述的热冲压用钢板接合在接合用钢板上，制造接合钢板；

热冲压工序，其在将所述接合钢板加热至Ac₃点以上的温度的状态下利用模具对所述接合钢板进行成形，在所述模具内，以超过100℃/秒的冷却速度对所述接合钢板进行冷却，由此使所述接合钢板中的与所述热冲压用钢板对应的部位和与所述接合用钢板对应的部位之间的抗拉强度差为200MPa以上。